WO2003100277A1 - Element de roulement et organe de transmission de puissance - Google Patents

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WO2003100277A1
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steel
life
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Yukio Fujii
Kikuo Maeda
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a rolling component made of induction hardened steel and a power transmission component including the rolling component, which is used under cyclic lubricating conditions and slipping conditions under which cyclic tensile stress acts.
  • bearing steel such as SUJ2 which has excellent rolling life
  • bearing steel has poor workability and is not suitable for rolling parts with complicated shapes.
  • medium carbon steel such as S53C has good workability and is suitable for rolling parts with complicated shapes.
  • Medium-carbon steel is usually processed into a complex shape and then subjected to induction hardening at the rolling parts.
  • medium-carbon steel is inexpensive due to its low content of expensive alloying elements, which leads to saving of scarce resources1.
  • the present invention provides a rolling component made of a medium-carbon steel level steel material having improved rolling life comparable to that of bearing steel and improved surface crack initiation characteristics, and a power transmission component including the rolling component.
  • the purpose is to do.
  • the steel forming the rolling part is, in the induction hardened and hardened part, a lower limit value A Kth of 6.2 MPa a ⁇ Tm of a stress intensity factor range for tensile fatigue crack growth.
  • a lower limit value A Kth of 6.2 MPa a ⁇ Tm of a stress intensity factor range for tensile fatigue crack growth Have more.
  • the resistance to the initiation and propagation of fatigue cracks due to repeated tensile stress is higher than that of the conventional material (S53C).
  • the lower limit value ⁇ of the stress intensity factor range for tensile fatigue crack growth must be equal to or more than a predetermined value for the induction hardened portion of steel used for rolling parts.
  • the conventional medium carbon steel S53C for rolling parts it is not disclosed that the lower limit value ⁇ Kth of the above-mentioned stress intensity coefficient range was obtained in the induction hardening portion.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a third-generation hap unit in which a wheel bearing and a constant velocity joint are combined, using a rolling component of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic view of a fourth-generation hub unit in which a wheel bearing and a constant velocity joint are combined using the rolling component of the present invention.
  • Figure 3 is a diagram showing the relationship between the predicted and measured values of the rolling fatigue life L 10 of the rolling according to the first embodiment.
  • FIG. 4 is a view showing a test piece used for measurement of a fatigue crack growth test in Example 2.
  • Figure 5 shows the correction factor F j (a / W) and a in equation (4) for finding the stress intensity factor in the fatigue crack growth test.
  • FIG. 6 is a diagram showing how to find the lower limit value of the stress intensity factor range in the relationship between the crack growth rate daZdN and the stress intensity factor range ⁇ in the fatigue crack growth test.
  • FIG ⁇ is a diagram showing the relationship between the predicted and measured values of the rolling fatigue life L 10 of the rolling according to the second embodiment.
  • FIGS. 1 and 2 show a hub unit in which the rolling parts of the present invention are used.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a third-generation hub unit (H / U), which is a hub joint combining a wheel bearing 6 and a constant velocity joint.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a wheel bearing 6 including a fourth-generation H / U that has evolved further.
  • H / U the third generation hub unit
  • one of the inner races 2 is integrated with the hub wheel 4, and the other inner race 5 is swaged to the hub wheel 4.
  • the outer ring 3 is structured to be directly fixed to the knuckle.
  • constant velocity joint 1 is an independent part.
  • the fourth-generation H / U shown in Fig. 2 has a more compact structure. It is the same as the third generation that one of the inner races 5 is integrated with the hap ring 4, but the other inner race is integrated with the outer joint 3. Therefore, the part is required to have both (I) a rolling fatigue life as a bearing race part, and (II) a life against a rolling oscillating movement accompanied by slip as a joint part.
  • the disadvantage of medium carbon steel is that the rolling life is inferior to that of bearing steel.
  • the test pieces were induction hardened so that the hardened layer depth was about 2 mm.
  • the number of test N was set to 15, and the rolling life was evaluated by L1 () (10% life). The conditions of the rolling fatigue test are shown below.
  • Rolling parts such as mating shafts for eidle bearings, constant velocity joints, and pole screws, are accompanied by sliding in addition to rolling. Long life under pure rolling conditions It is necessary to ensure a long service life even under the conditions affected by slip.
  • the rolling sliding fatigue test is a two-cylinder test that evaluates the life under rolling sliding conditions. The test pieces were induction hardened so that the depth of the hardened layer was about 2 mm. The test conditions are shown below.
  • Table 2 shows the results of the rolling fatigue test and rolling slip fatigue test.
  • Measured value of the rolling life L 10 is carbon steel in the conventional S 53 C (Comparative Example B 1) which 2630 X 10 4, bearing steel SUJ 2 (Comparative Example B 10) is 7300 X 10 4, S 53 C was less than half that of bearing steel.
  • 5000 X 10 4 or more is about twice the least S 53 C. It is desirable to have In this respect, the onset Akirarei A1 ⁇ A9 shows a 5000 X 10 4 or more either, especially A 5, A 8, A 9 was bearing steel equivalent life.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the actual measurement value and the prediction formula, and shows that both have a very good correlation. That is, depending on the amount of the alloying elements C, Si, and Mn. Can be predicted with high accuracy.
  • C of the present invention Example A 1 ⁇ A 9, S i, not only the composition range of Mn, equation (2) the predicted value of L 10 which can be determined force colleagues if a certain configuration at 5000 X 10 4 or more If you can guarantee a long life I can say.
  • steels (A1 to A13) having a lower limit value ⁇ 1 ⁇ of 6.2 MPa am or more in the stress intensity factor range for tensile fatigue crack growth were used.
  • steel (B1 to B8) having AKth smaller than 6.2 MPa a Tm was used as a material.
  • Comparative Example B1 is the conventional material S53C
  • Comparative Example B8 is the bearing steel SUJ2.
  • A1 to A9 have an AKth of 6.2MPam or more, and C, Si, and Mn in the formula (2). Is 5000 ⁇ 10 4 or more.
  • a three-point bending test was performed to evaluate the lower limit value, Kth, of the stress intensity factor range for tensile fatigue crack propagation in the induction hardened part.
  • the specimen was uniformly hardened to the inside to eliminate the effect of residual stress on fatigue crack growth. The test conditions are shown below.
  • Figure 4 shows the test specimen shape (8 OmmX 2 OmmX 2 mm) and the test situation of applying a repeated load by three-point bending.
  • One side of the specimen was slit with a wire cut, and a fatigue pre-crack was introduced at the tip.
  • the nominal bending stress ⁇ when a load P is applied to the center of a test piece in a three-point bending arrangement with the distance S between fulcrums. Is expressed by equation (3).
  • the crack length is a (m)
  • the stress intensity factor ⁇ is ⁇ .
  • Figure 5 shows the relationship between aZW and (a / W) determined by FEM (Finite Element Method).
  • the lower limit value ⁇ of the stress intensity factor range the value of the most severely constrained plane strain state (I-type stress state) is represented by the symbol AK ⁇ th. That is, ⁇ represents the lower limit value of the stress intensity factor range of plane strain stress. That is, the lower limit AKth of the stress intensity factor range of the present invention is the lower limit of the stress intensity factor range in the plane strain stress state.
  • the symbol indicating type I plane strain stress state
  • the lower limit of the stress intensity factor range in the plane strain state may be described as ⁇ th, omitting the indication of type I.
  • a load is applied to the above test piece by the following load method.
  • Loading method Load control
  • a crack fatigue test was performed using a ring specimen that had been induction hardened.
  • the test pieces were induction hardened so that the hardened layer depth was about 2 mm.
  • the test conditions are shown below. The number of tests was 4, and the average life was evaluated.
  • Example 2 A rolling fatigue test was performed under the same conditions as in Example 1. That is, the rolling fatigue test was performed using the induction hardened cylindrical test piece. The test pieces were induction hardened so that the hardened layer depth was about 2 mm, and the rolling life L 10 (10% life) was evaluated using 15 test pieces.
  • Example 2 This was performed under the same conditions as in Example 1. In other words, rolling and sliding by two cylinder test The test was performed, and the test pieces were induction hardened so that the hardened layer depth was about 2 mm. The number of specimens was 2 and evaluated by the average life span.
  • Table 4 shows the results of the fatigue crack growth test, crack fatigue test, rolling fatigue test, rolling slip fatigue test, and micro-lubrication rolling test.
  • Figure 6 shows how to determine ⁇ ⁇ ⁇ in a fatigue crack growth test.
  • Figure 6 shows the crack growth rate d a / dN and stress intensity factor range ⁇ for Invention Example A1 and Comparative Example ⁇ 8 (SU J 2). The relationship is shown below.
  • the lower limit A ⁇ h of the stress intensity factor range is the stress intensity factor at which the crack does not grow even when a load is applied. From the plot of FIG. 6, ⁇ K r th of Invention Example A1 is 6, 5 MP a ⁇ ⁇ , ⁇ K r th of Comparative Example ⁇ 8 is 5. OMP am.
  • Figure 7 shows. This is the relationship between the measured value and the predicted value, indicating that there is a very good correlation between them. That is, depending on the amount of the alloying elements C, Si, and Mn.
  • the predicted value of L lfl obtained from Equation (2) is not less than 5000 ⁇ 10, as well as the numerical ranges of C, S i, and Mn in Examples A1 to A13 of the present invention. If the configuration is 4 or more, it can be said that long life can be guaranteed.
  • AKth it is necessary for AKth to be 6.2MPa or more in order for medium-carbon steel-based materials to have excellent crack fatigue life, rolling life, rolling slip life, and micro lubrication life. Furthermore, by adjusting the amounts of C, Si, and Mn to secure the AKth, the reliability of other performances can be improved.
  • the induction hardened rolling part of the present invention suppresses the generation and propagation of surface cracks in the induction hardened hardened part, which is the rolling part, under conditions where slippage or repeated tensile stress other than rolling is superimposed. It has excellent rolling life comparable to that of bearing steel. Therefore, in the power transmission component using the rolling component, both high strength and long life can be achieved.
  • a steel material having the following alloy component range enables the ⁇ to be 6.2 MPa or more in the induction hardened portion, Long life can be ensured. That is, C: 0.5-0.
  • the carbon content of 0.5 to 0.7 wt% ensures that a certain level of hardness can be assured by induction hardening, and coexists with a certain amount of Si and Mn to guarantee rolling life under large load conditions Because you can.
  • the amount of carbon required for this is 0.5wt% or more.
  • Si is an element that strengthens the steel base and increases the rolling life. For this reason, by containing 0.6 wt% or more, it has the effect of suppressing softening when exposed to high temperatures and delaying structural change and crack initiation due to repeated large loads. For this reason, the lower limit of Si is set to 0.6 wt%. In order to further improve the resistance to softness at high temperatures, it is desirable that the content be 7% by weight or more.
  • the upper limit was set to 1.2 wt% .
  • S U3 ⁇ 41.lwt% or less In order to further reduce surface decarburization, it is desirable that the content be 1. Owt% or less.
  • Mn improves the hardenability of steel by containing 0.6 wt% or more, and also forms a solid solution in steel to strengthen the steel, and also increases the retained austenite, which is beneficial for rolling life. Furthermore, Mn is most effective in improving the lower limit value Km of the stress intensity factor range for tensile fatigue crack growth. For this reason, Mn contains 0.6 wt% or more. In order to further improve the rolling life by further increasing the retained austenite, it is desirable that Mn be contained in an amount of 0.7 wt% or more.
  • Mn has the effect of strengthening the base as well as Si and also penetrating into the carbide to increase the hardness of the carbide. 1. Inclusion of 5wt / o or more increases the hardness of the material excessively and lowers workability and machinability. From these viewpoints, the upper limit of the Mn content is 1.5. / 0 . In order to reduce the degree of component segregation and reduce soaking costs, it is desirable that Mn be 1.25 wt ° / o or less. In addition, when the size of the lump at the time of manufacturing is large, the component segregation occurs more strongly.Mn is more preferably set to 1.Owt% or less in consideration of the case where the lump size is large. .
  • scrap is the main raw material, so it is not included in the scrap.
  • Impurities mixed into the steel For example, ⁇ 1: 0.3 wt ° / 0 or less, copper (Cu) is 0.3 wt% or less, and other impurities are contained in steel from scrap.
  • Such impurities from steelmaking raw materials are treated as inevitable impurities. That is, even if such impurities are contained, they correspond to the rolling parts of the present invention.
  • the rolling life is improved to the same level as that of bearing steel containing expensive alloy elements by adjusting the composition of the medium carbon steel in the steel material forming the rolling parts, and the surface crack generation characteristics are improved. can do.
  • the rolling component of the present invention and the power transmission component using the same are used in a power transmission system in which repeated tensile stresses other than slip and rolling are superimposed in automobiles and the like pursuing energy saving and compactness. It is expected to be widely used.

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Description

転動部品および動力伝達部品 技術分野
本発明は、 操返し引張り応力が作用し、 厳しい潤滑条件下やすべりを伴う条件 下で使用される、 高周波焼入れされた鋼材からなる転動部品およびその転動部品 を含む動力伝達部品に関する。 背景技術
転がり軸受をはじめとする比較的単純な形状の転動部品には、 転がり寿命が優 れた S U J 2などの軸受鋼が用いられている。 しかしながら、 軸受鋼は加工性が 乏しいため、 複雑な形状の転動部品には向かない。 これに対し、 S 5 3 Cなどの 中炭素鋼は良好な加工性を有するので、 形状が複雑な転動部品には適している。 中炭素鋼は、 通常、 複雑な形状に加工された後、 転動部位に高周波焼入れを施し て用いられる。 また、 中炭素鋼は高価な合金元素の含有量が少ないため安価であ り、 稀少資¾1の節約にも繋がる。
しかしながら、 複雑な形状の転動部品は、 転動部位において単純な転がり負荷 を受けるだけではないことが多い。 転がりに加え、 すべりを伴ったり、 転動以外 の繰返し引張り応力が重畳したりするため、 転動部位においてき裂が発生しやす く、 このため早期に伝播して致命的な損傷に至ることがある。 これには、 中炭素 鋼が軸受鋼に比べて転がり寿命が劣るという欠点が原因していると考えられる。 最近、 省エネルギ化、 コンパクト化に伴い、 転動部品は以前よりも厳しい条件 下で使用される傾向が高くなつている。 生産性やコストを考慮しつつ長寿命化を 達成するためには、 加工性が乏しい軸受鋼では限界がある。 このため、 従来の中 炭素鋼に含まれる安価な合金元素 C、 S i、 M nの含有量を見直した鋼材を素材 として製造される転動部品への要求が高まっている。 具体的には、 下記の項目 ( 1 ) および （2 ) を改良する要求が高くなつている。
( 1 ) 中炭素鋼レベルで、 高周波焼入れ部の転がり寿命を軸受鋼並みに向上さ せる。
( 2 ) 中炭素鋼レベルで、 高周波焼入れ部の表面き裂の発生抵抗を向上させる。 上記 （1 ) は転がり疲労に対する信頼性の向上に有効であり、 （2 ) はすべり により発生する表面き裂の発生を抑制するのに有効である。 発明の開示
本発明は、 転がり寿命を軸受鋼並みに向上させ、 また、 表面き裂の発生特性を 改良した中炭素鋼レベルの鋼材からなる転動部品およぴその転動部品を含む動力 伝達部品を提供することを目的とする。
本発明の転動部品では、 その転動部品を形成する鋼が、 その高周波焼入れ硬化 部において、 引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数範囲の下限界値 A Kth として 6 . 2 MP a ^Tm以上有する。 応力拡大係数範囲の下限界値 6 . 2 M P a ^Tm以上を備えることにより、 引張り応力の繰返しによる疲労き裂の発生と進展 に対する抵抗が従来材 ( S 5 3 C) よりも高くなる。 従来、 転動部品に用いられ る鋼材の高周波焼入部に対して、 引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数範囲 の下限界値 Δ Κώ が所定値以上必要であることに着目した例はない。 また、 従 来の転動部品用の中炭素鋼 S 5 3 Cについて、 高周波焼入部で上記の応力拡大係 数範囲の下限界値 Δ Kthが得られたとの開示はなされていない。
上記の応力拡大係数範囲の下限界値 A Kth を確保することにより、 転動以外 にすベりを伴ったり、 繰返し引張応力が重畳する条件下で、 転動部位において表 面き裂の発生および伝播が生じにくくなる。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明の転動部品が用いられる、 車輪軸受と等速ジョイントとが合体 した第 3世代ハプユニットの模式図である。
図 2は、 本発明の転動部品が用いられる、 車輪軸受と等速ジョイントとが合体 した第 4世代ハブユニットの模式図である。
図 3は、 実施例 1における転がりの転動疲労寿命 L10の実測値と予測値との関 係を示す図である。 図 4は、 実施例 2における疲労き裂進展試験の測定に用いる試験片を示す図で め 。
図 5は、 疲労き裂進展試験で応力拡大係数を求める （4 ) 式における補正係数 F j ( a /W) と a
Figure imgf000005_0001
との関係を示す図である。
図 6は、 疲労き裂進展試験のき裂進展速度 d a Z d Nと応力拡大係数範囲 Δ Κ ェとの関係において、 応力拡大係数範囲の下限界値の求め方を示す図である。
図 Ίは、 実施例 2における転がりの転動疲労寿命 L 10の実測値と予測値との関 係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
次に、 実施例を用いて本発明について詳細に説明する。 本発明の転動部品が用 いられるハブユニットを図 1および図 2に示す。 図 1は、 車輪軸受 6と等速ジョ イントとを合体したハブジョイントである第 3世代のハブユニット （H/U) の 模式図である。 また、 図 2は、 それより進化した第 4世代の H/Uを含む車輪軸 受 6の模式図である。 図 1に示す第 3世代 H/Uは、 内輪レース 2の一方がハブ 輪 4と一体になつており、 もう片方の内輪レース 5はハブ輪 4に加締められる。 外輪 3は、 直接、 ナックルに固定される構造になっている。 この第 3世代 H/U では、 等速ジョイント 1は独立した部品となっている。
一方、 図 2に示す第 4世代 H/Uでは、 さらにコンパク トな構造となっている。 内輪レースの片方 5がハプ輪 4と一体なのは第 3世代と同じであるが、 もう一方 の内輪レースはジョイント外輪 3と一体となっている。 したがって、 その部分は、 ( I ) 軸受レース部としての転がり疲労寿命、 および （Π ) ジョイント部として のすベりを伴いながらの転がり揺動運動に対する寿命、 の両方が要求される。
(実施例 1 )
表 1に示すように、 本発明例として本発明の成分範囲内の鋼 A 1〜A 9と、 比 較例として本発明の成分範囲を外れる鋼 B 1〜B 1 0の鋼を素材に用いた。 表 1 の備考に記載のとおり、 比較例 B 1は従来材 S 5 3 Cであり、 B 1 0は軸受鋼 S U J 2である。 [表 1]
Figure imgf000006_0001
*0.2〜0.3 t%含有
(1) 転がり疲労試験
前述のように、 中炭素鋼の欠点は軸受鋼に比べて転がり寿命が劣ることである。 将来予測される過酷な条件下での使用を考えれば、 軸受鋼並みの転がり寿命を有 することが望ましい。 試験片には硬化層深さが約 2 mmになるように高周波焼入 れを施した。 この試験では、 試験 N数を 15個とし、 転がり寿命は L1() (10% 寿命） で評価した。 以下に転がり疲労試験の条件を示す。
(試験片寸法） ：外径 12mmX長さ 22mm
(相手鋼球寸法） ：直径 1 9. 05 mm
(最大接触面圧 P max) ： 5. 88GP a
(負荷速度） ： 46240回ノ分
(潤滑油） ：タービン油 VG 68
(2) 転がりすベり疲労試験
エードル軸受の相手軸、 等速ジョイント、 ポールねじなどのように、 転動部位 において、 転がりに加えすベりを伴う部位がある。 純粋な転がり条件下で長寿命 になるだけでなく、 すべりが影響する条件下でも長寿命を確保する必要がある。 転がりすベり疲労試験は、 転がりすベり条件下での寿命を評価する、 2円筒試験 である。 試験片には硬化層深さが約 2 mmになるように高周波焼入れを施した。 以下に試験条件を示す。
(対象試験片） ：外径 4 OmmX幅 12mm、 外径複曲率なし （ストレート） (相手試験片） ：外径 4001111 幅12mm、 外径複曲率 6 Omm, 材質は軸 受鋼 SU J 2
(最大接触面圧 P max) ： 3. 5 GP a
(回転数） ：対象試験片 1800 r p m/相手試験片 200◦ r p m
(潤滑油） ：タービン油 VG 46
(3) 試験結果
表 2に転がり疲労試験およぴ転がりすべり疲労試験の結果を示す。 転がり寿命 L10の実測値は、 従来の中炭素鋼 S 53 C (比較例 B 1) が 2630 X 104、 軸受鋼 SUJ 2 (比較例 B 10) が 7300 X 104であり、 S 53 Cは軸受鋼 の半分以下であった。 本発明例においては、 安価な合金成分のみによる構成であ ることを考えると、 軸受鋼には及ばないまでも、 少なくとも S 53 Cの約 2倍で ある 5000 X 104以上の 。を有することが望ましい。 この観点から、 本発 明例 A1〜A9はいずれも 5000 X 104以上を示しており、 特に A 5、 A 8、 A 9は軸受鋼と同等の寿命であった。
2]
Figure imgf000008_0001
*1)新品の試験片の X線半価幅に対する低下量
一方、 比較例については、 B 2と B 3が 5000X 104以上を示したが、 そ れ以外の合金元素の含有量が比較的少ないものは短寿命となった。 表 1に示した 1^。の予測値とは、 1^。の実測値に対して化学成分 C、 S i、 Mnの量を従属変 数として重回帰分析を行ない、 その結果得られた予測式である下記の式 （1) の Lから求めた値である。
L=11271(C) + 5796 (S ί ) + 2665 (Μη) -6955 (1)
Lと L10との間には、 L10=LX 104の関係がある。 したがって、 L10と成分 元素の含有率 （w t%) との間に下記 （2) 式が成り立つ。
L10 (X 10— 4) =11271(C) + 5796 ( S i ) + 2665 (Mn) -6955· (2) 図 3は各鋼についての 1^。の実測値と予測式の関係を示す図であり、 両者に非 常によい相関があることを示している。 すなわち、 合金元素 C、 S i、 Mnの量 によって 。が高精度で予測できることを意味している。 本発明例 A 1〜A 9の C、 S i、 Mnの組成範囲だけでなく、 式 （2) 力 ら求めることができる L10の 予測値が 5000 X 104以上であるような構成であれば長寿命が保証できると いえる。
転がりすべり条件下での寿命では、 本発明例 A 1〜A 9はいずれも S 53 C (比較例 B 1) より優れていた。 一方、 比較例はいずれも S 53 C以下であった。 合金成分的に見ると、 転がりすベり寿命に対しても C、 S i、 Mnのバランスが 必要である。 表 2の右欄には軟化抵抗性の尺度として、 一定時間転がりすベり試 験を行なった後、 （転がりすベり試験と同一条件で 9 X 105回転動させた） 後 の X線回折半値幅を示す。 本発明例のものは総じて半値幅低下が少なく、 すべり の影響による疲労が起こりにくいといえる。
以上から、 C、 S i、 Mnの量を最適化す ¾ことにより転がり寿命を向上させ ることができるとともに、 転がりすべり寿命を安定して向上させることができる といえる。
(実施例 2 )
表 3に示すように、 本発明例として引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数 範囲の下限界値 ΔΚ1Λが 6. 2MP a^m以上の鋼 （A1〜A13) を素材と して用いた。 また、 比較例として AKthが 6. 2 MP a ^Tmよりも小さい鋼 (B 1〜B 8) を素材として用いた。 なお、 備考に記載のとおり、 比較例 B 1は 従来材 S 53 Cであり、 比較例 B 8は軸受鋼 SU J 2である。 また、 A 1〜A 9 は、 AKthが 6. 2MP a m以上で、 かつ、 C、 S i、 Mnが式 （2) にお いて 。を 5000 X 104以上とする組成範囲のものである。
ほ 3]
Figure imgf000010_0001
*0.2〜0.3wt%含有
(1) 疲労き裂進展試験
高周波焼入硬化部の引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数範囲の下限界値 厶 Kthを評価するため、 3点曲げ試験を行なった。 試験片は、 疲労き裂進展に 及ぼす残留応力の影響をなくすため、 内部まで均一に硬化させた。 以下に試験条 件を示す。
(試験片寸法） ： 8 OmmX 2 OmmX 2mm (中央にスリットおよび疲労予 亀裂を導入）
図 4に、 上記試験片形状 （8 OmmX 2 OmmX 2mm) およぴ 3点曲げによ る操り返し荷重付加の試験状況を示す。 試験片の片側にはワイヤーカツトにより スリットを入れ、 その先に疲労予き裂を導入してある。 図 4のように、 支点間の 距離 Sの 3点曲げ配置の試験片の中央に荷重 Pが加えられたときの公称曲げ応力 σ。は、 （3) 式で表される。 き裂長さが a (m) の時の応力拡大係数 Κιは、 σ 。を式 （4) 式に代入することにより求めることができる。 （4) 式中の (a /W) は補正係数である。 図 5に FEM (Finite Element Method) により求めた aZWと (a/W) との関係を示す。
σ。= 3 S P/(2 tW2) (3)
KI=FI (a/W) ■ び。 （π a) 1/2 (4) なお、 応力拡大係数範囲の下限界値 ΔΚΛのうち、 拘束の最も厳しい平面ひ ずみ応力状態 （I型応力状態） の値を AK^thなる記号で表す。 すなわち、 ΔΚ は、 平面ひずみ応力の応力拡大係数範囲の下限界値を表す。 すなわち、 本発 明の応力拡大係数範囲の下限界値 AKthは、 平面ひずみ応力状態における応力 拡大係数範囲の下限界値である。 これまでの説明では、 I型 （平面ひずみ応力状 態） であることを表示する記号を省略して単に記してきた。 今後の説明でも、 I 型の表示は省略して平面ひずみ状態の応力拡大係数範囲の下限界値を Δ thと 記す場合がある。 上記の試験片に下記の負荷方法により負荷を加える。
(負荷方法） ：荷重制御
(負荷周波数） ·· 8 H z '
(応力比） ： 0. 5
(2) 割れ疲労試験
割れ疲労強度を評価するため、 高周波焼入れしたリング試験片を用いて割れ疲 労試験を行なった。 試験片には硬化層深さが約 2 mmになるように高周波焼入れ を施した。 以下に試験条件を示す。 試験数は 4個であり、 平均寿命で評価した。
(試験片寸法） ：外径 6 Omm X内径 45 mm X幅 15 mm
(荷重） ： 9. 5 k N
(回転速度） ： 8000 r p m
(3) 転がり疲労試験
実施例 1と同じ条件で転がり疲労試験を行なった。 すなわち、 高周波焼入れし た円筒試験片を用いて転がり疲労試験を行なった。 試験片には硬化層深さが約 2 mmになるように高周波焼入れを施し、 試験片個数 15個を用いて転がり寿命 L 10 (10%寿命） を評価した。
(4) 転がりすベり疲労試験
実施例 1と同じ条件で行なった。 すなわち、 2円筒試験によって転がりすベり 試験を行ない、 試験片には硬化層深さが約 2 mmになるように高周波焼入れを施 した。 試験片摘数は 2個であり、 平均寿命によって評価した。
(5) 微量潤滑転がり試験
潤滑油が十分に供給されない条件下では、 部分的に油膜が切れて表面発熱が生 じ、 表面亀裂が発生することがある。 これを再現するため、 （4) 転がりすベり 疲労試験と同じ試験において、 潤滑油を転動初期に塗布した後、 潤滑油を供給せ ずに転動させた。 試験片個数は 2個であり、 平均寿命で評価した。
(6) 試験結果
表 4に疲労き裂進展試験、 割れ疲労試験、 転がり疲労試験、 転がりすベり疲労 試験、 および微量潤滑転がり試験の結果を示す。
[表 4]
Figure imgf000012_0001
図 6に疲労き裂進展試験における ΔΚ^Ιιの求め方を示す。 図 6に、 本発明例 A1と比較例 Β8 (SU J 2) のき裂進展速度 d a/dNと応力拡大係数範囲 Δ との関係を示す。 応力拡大係数範囲の下限界値 A ^hとは、 負荷を与えても き裂が進展しなくなるときの応力拡大係数のことである。 図 6のプロットから、 本発明例 A1の Δ Krthは 6 , 5 MP a Λ ΠΙであり、 比較例 Β8の Δ Krthは 5. OMP a mである。
疲労き裂進展試験の結果、 本発明例 A 1〜A 13の Δ Kthはすべて 6. 2 M P a 以上であった。 一方、 比較例 B 1〜B 8の AKthは、 B l (S 53 C) が 6. OMP a^mで最も大きく、 他はそれよりも小さかった。
割れ疲労試験の結果、 本発明例 A 1〜A 13はすべて比較例 B 1 (S 53 C) よりも 1. 5倍以上の割れ疲労寿命を示した。 一方、 比較例 B 2〜B 7は比較例 B l (S 53 C) よりも劣っていた。
転がり寿命 1^。の実測値は、 従来の中炭素鋼 S 53 C (比較例 B 1) が 263 0 X 104、 軸受鋼 SU J 2 (比較例 B 8) が 7300 X 104であり、 S 53 C (比較例 B 1) は軸受鋼の半分以下であった。 安価な合金成分のみによる構成で あることを考えると、 軸受鋼には及ばないまでも、 少なくとも S 53 Cの約 2倍 である 500◦ X 104以上の 1^。を有することが望ましい。 その観点から、 本 発明例 A 1〜A 13はいずれも 5000 X 104以上を示しており、 特に、 A 5、 A8、 A 9は軸受鋼と同等の寿命であった。 一方比較例 B 2〜B 7はいずれも 5 000 X 104以下の短寿命であった。 表 3に示した 1^。の予測値とは、 L10の実 測値に対して化学成分 C、 S i、 Mnの量を従属変数として重回帰分析を行ない、 その結果得られた式 （2) から求めた値である。
図 7は 。の実測値と予測値との関係であり、 両者に非常によい相関があるこ とを示している。 すなわち、 合金元素 C、 S i、 Mnの量によって 。が高精度 で予測できることを意味しており、 本発明例 A1〜A1 3の C、 S i、 Mnの数 値範囲だけでなく、 式 （2) 力 ら求まる Llflの予測値が 5000 X 104以上で あるような構成であれば長寿命が保証できるといえる。
転がりすべり条件下での寿命は本発明例 A 1〜A 9がいずれも S 53 C (比較 例 B 1) より優れていた。 一方、 A 10〜A13は転がりすベり寿命において S 53 Cと同等力若干劣る結果となり、 比較例は B 8 (SUJ 2) を除きすベて S 53 C以下であった。 合金成分的に見ると、 本発明例と比較例とを問わず、 Mn 量が多いものは転がりすべり寿命が優れる傾向が見られる。
微量潤滑転がり試験の結果においては、 本発明例 A 1〜A 13はいずれも S 5 3 C (比較例 B 1) よりも優れていた。 比較例では、 C、 S i、 Mn量のうち 2 者が多い B 6や B 7が比較的長寿命を示したが、 前述の転がりすベり試験条件下 での寿命はさほど長くなつた。
以上から中炭素鋼ベースの材料において、 割れ疲労寿命、 転がり寿命、 転がり すべり寿命、 微量潤滑寿命のいずれも優れるためには、 まず AKthが 6. 2M P a 以上であることが必要である。 さらに、 その AKthを確保するため、 C、 S i、 Mnの量を調整することにより、 その他の性能の信頼性をも向上させ ることができる。
本発明の高周波焼入れ転動部品は、 転動部位である高周波焼入れ硬化部におい て、 すべりを伴ったり転動以外の繰返し引張り応力が重畳する条件下で、 表面き 裂の発生と伝播とが抑制できるとともに、 軸受鋼並みの優れた転がり寿命を有す る。 このため、 上記転動部品を用いた動力伝達部品において、 高強度化と長寿命 化とを両立させることができる。
次に、 上記の実施例も含めて、 本発明の実施の形態およびその作用効果につい て、 とくに合金元素の作用効果について包括的に説明する。
上記本発明の転動部品の 1実施の形態として、 下記の合金成分範囲を有する鋼 材は、 その高周波焼入部で上記 ΔΚώ を 6. 2 MP a ΠΙ以上とすることを可 能にし、 一層の長寿命を確保させることができる。 すなわち、 C : 0. 5〜0.
7 t %s S i ： 0. 6〜1, 2w t%、 Mn : 0. 6〜： L. 5w t %を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる成分組成内において転動部品を構成し てもよい。
炭素量を 0. 5〜0. 7w t%とするのは、 高周波焼入れによって一定以上の 硬度が保証でき、 一定量の S iや Mnと共存して、 大きな荷重条件下での転がり 寿命を保証できるからである。 このために必要な炭素量は 0. 5w t%以上であ る。 硬度おょぴ転がり寿命をさらに向上させるには、 炭素を 0. 55wt%以上 含むことが望ましい。
炭素は炭化物を作り、 安定した硬度を得るためには多い方がよい。 一方、 炭素 量が多すぎると素材硬度が高くなりすぎ、 加工性が低下する。 また、 成分偏析防 止のための高温拡散熱処理 (ソーキング) や、 炭化物球状化などの特別な熱処理 が必要となりコストアップをもたらすので、 0. 7w t%を上限とする。 また、 Mnの上記の効果を確保した上で、 成分偏析に伴なう弊害を減らすためには、 炭 素量 0. 65w t%以下とすることが望ましい。
S iは、 鋼の素地を強化して転がり寿命を増大させる元素である。 このため、 0. 6 wt%以上含むことにより、 高温にさらされた場合の軟化を抑制し、 大き な荷重の繰返しによる組織変化やき裂発生を遅らせる作用がある。 このため、 S iの下限を 0. 6 wt%とする。 高温での軟ィ匕抵抗をさらに向上させるには、 ◦. 7 w t%以上とすることが望ましい。
一方、 S i量を増加しても、 後述の Mnほどは素材硬度の上昇に寄与せず、 1. 2 w t %を超えると冷間加 I t"生およぴ熱間加工性が劣化するので、 1. 2 w t % を上限とした。 また、 熱間加工中の表層部での S iの内部酸化に起因する表面性 状劣化を抑制するためには、 S U¾1. lw t%以下にすることが望ましい。 さ らに表面脱炭を軽減するためには、 1. Owt%以下とすることが望ましい。
Mnは、 0. 6 w t%以上含むことにより鋼材の焼入性を改善し、 また鋼中に 固溶して鋼を強靭化するとともに、 転がり寿命に有益な残留オーステナイトを増 やす。 さらに、 Mnは引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数範囲の下限界値 厶 Kth の向上に対して最も効果がある。 このため、 Mnは 0. 6w t%以上含 む。 残留オーステナイトをさらに増やして転がり寿命を一層向上させるためには、 Mnは 0. 7 wt%以上含むことが望ましい。
一方、 Mnは S i同様に素地を強化する他に、 炭化物中にも入り込み炭化物の 硬度を上げる作用もある。 1. 5w t°/o以上含むことにより素材硬度を過度に上 昇させ、 加工性や被削性を低下させる。 これらの観点から、 Mn含有量の上限を 1. 5。/0とする。 成分偏析の程度を減少させ、 ソーキング費用などの軽減をはか るためには、 Mnは 1. 25 w t°/o以下にすることが望ましい。 また、 製造時の 铸塊の大きさが大きい場合には、 成分偏析がより強く生じるため、 铸塊サイズが 大きい場合などを考慮して、 Mnは 1. Ow t%以下とすることが一層望ましい。 電気炉溶製鋼の場合には、 スクラップを主原料とするため、 スクラップ中に含 まれる不純物が鋼中に混入する。 たとえば、 〇1：が0 . 3 w t °/0以下、 銅 （C u ) が 0 . 3 w t %以下、 またその他の不純物がスクラップから鋼中に含まれる。 このような、 製鋼原料から混入する不純物は不可避的に含まれる不純物として扱 う。 すなわち、 このような不純物を含んでも本発明の転動部品に該当する。
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではない と考えられるべきである。 本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範 囲によって示され、 特許請求の範囲と均等の意味およぴ範囲内でのすべての変更 が含まれることが意図される。 産業上の利用可能性
本発明により、 転動部品を形成する鋼材について、 中炭素鋼の組成を調整する ことにより、 転がり寿命を高価な合金元素を含む軸受鋼並みに向上させ、 また、 表面き裂の発生特性を改良することができる。 この結果、 上記本発明の転動部品 およびそれを用いた動力伝達部品は、 省上エネルギ化やコンパクト化を追及する 自動車等において、 すべりや転動以外の繰り返し引張り応力が重畳する動力伝達 系に広範に利用されることが期待される。

Claims

請求の範囲
1. 鋼からなる転動部品であって、
前記鋼の高周波焼入硬化部における引張型疲労き裂進展に対する応力拡大係数 範囲の下限界値 が 6. 2MP a^m以上の範囲内にある、 転動部品。
2. 前記鋼が、 C ： 0. 5〜0. 7w t%、 S i : 0. 6〜1. 2 w t °/。、 M n : 0. 6〜1. 5 w t%を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる 成分組成を有する、 請求項 1に記載の転動部品。
3. 前記鋼が、 下記の式 （1) において L≥ 5000を満足するように、 C、 S i、 Mnの含有率 （w t%) を調整した鋼材である、 請求項 1に記載の転動部
B
L = 11271 (C) + 5796 (S i ) + 2665 (Mn) ― 6955 (1)
4. 請求項 1に記載の転動部品を備える、 動力伝達部品。
5. 前記動力伝達部品が車輪軸受 （6) と等速ジョイント （1) とを合体した ハブジョイントである、 請求項 4に記載の動力伝達部品。
6. 前記転動部品には転がりにすべりが重畳される、 請求項 4に記載の動力伝
P
PPo
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